权利要求
1.一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1、根据合金元素配比，将AAA级海绵钛及其他中间合金混合均匀，压制成自耗电极后，进行多次真空自耗炉熔炼，得到铸锭;
步骤2、对所述铸锭依次执行开坯锻造、中间锻造、两相区改锻，得到坯料C;
步骤3、对所述坯料C采用分段加热后进行预成形，执行拔长工艺，得到坯料D;
步骤4、对所述坯料D采用分段加热后进行成品锻造，执行拔长工艺，得到坯料E;
步骤5、对所述坯料E进行高低温双重退火热处理，得到TC11钛合金锻件。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤1中，所述AAA级海绵钛为高纯度MHT-80小粒度海绵钛，纯度≥99.90%，布氏硬度≤80HBW，粒度为3.0~12.7mm。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤1中，所述铸锭的化学成分按照质量百分比计，满足：Al：6.5~7.0%，Mo：3.2~3.7%，Zr：1.5~2.0%，Si：0.3~0.35%，Fe：≤0.04%，C≤0.03%，N≤0.03%，H≤0.006%，O：0.10~0.15%，Y≤0.005%，单一杂质元素≤0.1%，杂质元素总和≤0.4%，余量为Ti。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤2中，所述开坯锻造具体为：先将所述铸锭加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ+100~200℃保温120~180min后，进行开坯锻造，执行两镦三拔，总变形量为80%~95%，终锻温度≥850℃，锻后水冷，得到坯料A。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤2中，所述中间锻造具体为：先将开坯锻造得到的坯料加热至800~850℃保温120~180min后，再升温至Tβ+50~150℃保温120~180min后，进行中间锻造，执行两镦两拔，总变形量为70%~90%，终锻温度≥800℃，锻后水冷，得到坯料B。
6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤2中，所述两相区改锻具体为：先将中间锻造得到的坯料加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ-40~60℃保温240~300min后，进行两相区改锻，两相区改锻共3~5火次，每火次执行两镦两拔，每火次总变形量为60%~80%，终锻温度≥750℃，锻后空冷，得到坯料C。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤3中，所述预成形具体为：先将两相区改锻得到的坯料加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ-40~60℃保温180~240min后，进行预成形，执行拔长工艺，拔长变形量为35~45%，终锻温度≥750℃，锻后空冷，得到坯料D。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤4中，所述成品锻造具体为：先将所述坯料D加热至Tβ-40~60℃保温90~150min后，再升温至Tβ-15~25℃保温90~120min后，进行成品锻造，执行拔长工艺，拔长变形量为25~35%，终锻温度≥800℃，锻后风冷，得到坯料E。
9.基于权利要求1~8所述的制备方法制备得到的TC11钛合金锻件，其特征在于，所述TC11钛合金锻件显微组织符合GJB 2744A-2019图8中的3级，室温抗拉强度为Rm=1047~1070MPa，屈服强度为RP0.2=919~938MPa，延伸率为A=13.5%~16.5%，断面收缩率为Z=36%~41%，断裂韧性为K1C=80.1~93.3MPa·m1/2。
10.基于权利要求1~8任一所述的制备方法制备得到的TC11钛合金锻件在航空航天、兵器、舰船、石油化工领域的应用。
说明书
技术领域
[0001]本发明属于
钛合金材料加工技术领域，具体涉及一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法及应用。
背景技术
[0002]在航空航天、能源及国防工业等高尖端技术领域，对材料的性能要求极为严苛，尤其在高温、高压及高速冲击等极端环境下，材料需兼具高强度、高韧性及优异的抗疲劳性能。因此，在追求高强度的同时，如何保持或提升材料的韧性，以防止脆性断裂，是当前研究的重要方向。钛合金因其具有密度小、强度高、耐热性、耐蚀性等优异特性，被广泛应用于航空航天、兵器、舰船、石油化工等领域。TC11作为一种典型的ɑ+β型两相合金，凭借其独特的相结构，展现出高强度、耐蚀性、耐热性等综合性能，成为这些领域中不可或缺的
关键材料。尽管TC11钛合金具有诸多优异性能，但在实际应用中仍面临着强度与韧性难以匹配的挑战。
[0003]目前，常规工艺在满足高强度的同时，很难兼顾材料的韧性。一方面是因为常规生产选用的海绵钛纯度较低，杂质元素易在钛合金中形成脆性相，促进裂纹的萌生和扩展，且杂质元素导致的组织不均匀性也会降低材料的抗裂纹扩展能力。另一方面是因为常规工艺制备的TC11钛合金锻件显微组织由等轴初生ɑ相以及β转变基体组成，晶界数量多，能有效阻碍位错运动，使得TC11钛合金锻件的强度较高。然而，对于等轴组织而言，裂纹易沿ɑ/β界面或穿过ɑ晶粒扩展，无需频繁改变方向，这种低能量断裂方式导致裂纹扩展路径平直，分枝少，致使断裂韧性大多保持在60MPa·m1/2左右，无法满足高尖端领域的装备需求。
[0004]综上所述，强韧性的优异匹配是TC11钛合金能够胜任极端环境结构件应用的核心优势;因此，研发一种在强度满足标准要求的前提下，能够显著提升TC11钛合金断裂韧性的制备工艺，已成为当前亟待突破的技术方向。
[0005]有鉴于此，特提出本发明。
发明内容
[0006]本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点，提供一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法及应用，以满足TC11钛合金在航空航天、能源及国防工业等高尖端技术领域的使用要求。
[0007]为实现上述目的，本发明提供了如下技术方案：
第一方面，本发明提供一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法，包括以下步骤：
步骤1、根据TC11钛合金元素配比，将AAA级海绵钛及其他中间合金混合均匀，采用80MN油压机压制成电极后，利用真空等离子焊箱将电极焊接为自耗电极，并进行3次真空自耗电弧炉熔炼，再经车削扒皮、锯切冒口及锭底、取样检测等步骤制备成TC11钛合金的铸锭;
所述AAA级海绵钛为高纯度MHT-80小粒度海绵钛，纯度≥99.90%，布氏硬度≤80HBW，粒度为3.0~12.7mm;相较GB/T 2524-2019《海绵钛》中最高等级0A级MHT-95小粒度海绵钛(纯度≥99.80%，布氏硬度≤95HBW，小粒度规格为0.83~12.7mm)而言，其纯度更高，硬度更小，粒度更加均匀;
所述中间合金包括
铝钼合金、铝硅合金、海绵锆、铝豆、二氧化钛等;
所述铸锭的化学成分按照质量百分比计，满足：Al：6.5~7.0%，Mo：3.2~3.7%，Zr：1.5~2.0%，Si：0.3~0.35%，Fe：≤0.04%，C≤0.03%，N≤0.03%，H≤0.006%，O：0.10~0.15%，Y≤0.005%，单一杂质元素≤0.1%，杂质元素总和≤0.4%，余量为Ti。
[0008]步骤2、对所述铸锭依次执行开坯锻造、中间锻造、两相区改锻，得到坯料C;
所述开坯锻造具体为：采用天然气加热炉，先将所述铸锭加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ+100~200℃保温120~180min后，进行开坯锻造，执行两镦三拔，总变形量为80%~95%，终锻温度≥850℃，锻后水冷，得到坯料A;
所述中间锻造具体为：采用天然气加热炉，先将开坯锻造得到的坯料加热至800~850℃保温120~180min后，再升温至Tβ+50~150℃保温120~180min后，进行中间锻造，执行两镦两拔，总变形量为70%~90%，终锻温度≥800℃，锻后水冷，得到坯料B;
所述开坯锻造和中间锻造由于在单相区锻造，为防止β晶粒进一步长大，加热采用分段加热的方法，减少坯料在高温阶段的保温时间，控制β晶粒的尺寸;此外，采用45/50MN快锻机进行锻造，通过大的镦粗变形量使原始铸态组织充分破碎;并得益于单相区锻造后较高的终锻温度，结合水淬处理的形变热处理工艺，将锻造产生的晶体缺陷保留到室温，增加结晶核心，得到较细的β晶粒及马氏体组织，为后续两相区进一步细化组织、提升材料性能创造有利条件;
所述两相区改锻具体为：采用电阻加热炉，先将中间锻造得到的坯料加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ-40~60℃保温240~300min后，进行两相区改锻，两相区改锻共3~5火次，每火次执行两镦两拔，每火次总变形量为60%~80%，终锻温度≥750℃，锻后空冷，得到坯料C;
两相区改锻过程中，采用反复镦拔工艺，叠加变形量;最后两火加入换向镦拔工艺，通过在不同方向施加压力，减少材料流动不均，以消除变形死区，使组织更加均匀。
[0009]步骤3、对所述坯料C采用分段加热后进行预成形，执行拔长工艺，冷却后得到坯料D;
所述预成形具体为：采用电阻加热炉，先将两相区改锻得到的坯料加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ-40~60℃保温180~240min后，进行预成形，执行拔长工艺，拔长变形量为35~45%，终锻温度≥750℃，锻后空冷，得到坯料D;
所述预成形过程中，采用棱面交替锻造工艺，使坯料表面不断变换接触面，减少表面缺陷和变形死区。
[0010]步骤4、对所述坯料D采用分段加热后进行成品锻造，执行拔长工艺，冷却后得到坯料E;
所述成品锻造具体为：采用电阻加热炉，炉温均匀性≤(±6)℃，先将所述坯料D加热至Tβ-40~60℃保温90~150min后，再升温至Tβ-15~25℃保温90~120min后，进行成品锻造，执行拔长工艺，拔长变形量为25~35%，终锻温度≥800℃，锻后风冷，得到坯料E;
成品锻造过程中，在Tβ-15~25℃进行锻造，因加热温度接近相变温度，故选用工业用二级炉，提高加热炉炉温均匀性;为防止长时间高温加热使锻件组织粗化，一方面采取分段加热的方式，将加热制度设定为先加热至Tβ-40~60℃，保温120~180min后升温至Tβ-10~20℃，保温60~90min后进行成品锻造，减少坯料在高温阶段的保温时间;另一方面要求不允许回炉补温，防止晶粒粗化;为保证终锻温度，成品锻造火次变形量控制在25~35%，锻后风冷。
[0011]步骤5、对所述坯料E进行高低温双重退火热处理，冷却后得到TC11钛合金锻件;
其中，高低温双重退火热处理为依次进行的高温一重退火热处理和低温二重退火热处理;
高温一重退火热处理为：采用电阻加热炉，炉温均匀性≤(±6)℃，热处理制度Tβ-20~30℃/保温1.5~2.5h，出炉后风冷，得到坯料F;
高温一重退火热处理过程中，选用炉温均匀性≤(±6)℃的工业用二级炉，到温入炉，出炉后风冷;高温退火，一方面可以形成具有一定长宽比的片状ɑ相，另一方面促使等轴ɑ球化和适当的长大，以提高合金断裂韧性;采取风冷的方式，可以抑制β转变组织过度粗化，减少对强度的影响。
[0012]低温二重退火热处理为：采用电阻加热炉，炉温均匀性≤(±6)℃，热处理制度530~550℃/保温6~8h，空冷后得到TC11钛合金锻件;
低温二重退火热处理过程中，选用炉温均匀性≤(±6)℃的工业用二级炉，到温入炉，出炉后空冷;低温强化处理可以促使β基体中析出细小的次生ɑ相，提升合金强度。
[0013]需要说明的是：锻造前均需对锤头等工模具进行预热，预热温度≥200℃;除明确注明的加热炉炉温均匀性要求外，本发明涉及到的加热炉炉温均匀性均≤(±10)℃。
[0014]第二方面，本发明提供一种基于如上所述的制备方法制备得到的TC11钛合金锻件规格为150~250(厚度)×350~500(宽度)×L(L≤1000)(长度)mm，其显微组织符合文件GJB2744A-2019中的图8中的3级，室温抗拉强度为Rm=1047~1070MPa，屈服强度为RP0.2=919~938MPa，延伸率为A=13.5%~16.5%，断面收缩率为Z=36%~41%，断裂韧性为K1C=80.1~93.3MPa·m1/2。
[0015]第三方面，本发明提供一种基于如上所述的制备方法制备得到的TC11钛合金锻件在航空航天、兵器、舰船、石油化工领域的应用。
[0016]与现有技术相比，本发明提供的技术方案包括以下有益效果：
本发明通过控制海绵钛的杂质元素含量，选用AAA级高纯度海绵钛，且在铸锭熔炼过程中不再额外增铁，以减少杂质元素对微观结构的干扰，使材料在受力时裂纹萌生和扩展的阻力增大，提高合金断裂韧性。其次，锻件采用高低温结合、多火次锻造工艺进行制备，采用分段加热的方法，减少合金在高温阶段的保温时间，防止晶粒粗化;开坯及中间锻造火次采用高温大变形锻造结合锻后水冷的形变热处理工艺，得到较细的β晶粒及马氏体组织，为两相区进一步细化晶粒做组织准备。随后进行多火次两相区锻造，两相区锻造采用换向镦拔及棱面交替锻造工艺，使变形更加均匀，得到细小、均匀的等轴组织。成品锻造在Tβ-15~25℃下进行锻造，以减少等轴初生ɑ的含量，并使β转变组织适当粗化，粗化的针状β转变组织阻碍裂纹的萌生和扩展，以提高合金断裂韧性，通过执行近β锻造工艺，一次成形，防止回炉过程造成合金晶粒长大，影响合金强度。锻后采用风冷，较快的冷却速度一方面抑制了初生ɑ相及β转变组织的持续粗化，另一方面在快速冷却过程中会析出部分细小、弥散的次生ɑ相，这些细小的次生ɑ相能够有效阻碍位错运动，提高材料强度;最后，采用双重退火工艺，对TC11钛合金组织形貌的相比例、尺寸及含量进行综合优化，保证了强度的同时，增加合金抗裂纹扩展的能力，提高了断裂韧性，进一步拓展了该合金的应用领域。
[0017]通过本发明制备方法制备得到的TC11钛合金锻件规格为150~250(厚度)×350~500(宽度)×L(L≤1000)(长度)mm，其显微组织符合文件GJB 2744A-2019中的图8中的3级，室温抗拉强度为Rm=1047~1070MPa，屈服强度为RP0.2=919~938MPa，延伸率为A=13.5%~16.5%，断面收缩率为Z=36%~41%，断裂韧性为K1C=80.1~93.3MPa·m1/2。
附图说明
[0018]此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，与说明书一起用于解释本发明的原理。
[0019]为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
[0020]图1为本发明制备方法的流程图;
图2为实施例1的显微组织图;
图3为实施例2的显微组织图;
图4为实施例3的显微组织图;
图5为常规工艺制备TC11钛合金锻件的显微组织图。
具体实施方式
[0021]这里将详细地对示例性实施例进行说明，其示例表示在附图中。以下示例性实施例中所描述的实施方式并不代表与本发明相一致的所有实施方式。相反，它们仅是与所附权利要求书中所详述的、本发明的一些方面相一致的例子。
[0022]为了使本领域的技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合附图及实施例对本发明作进一步详细描述。
[0023]参见图1所示，本发明提供一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法，包括以下步骤：
步骤1、根据TC11钛合金元素配比，将AAA级海绵钛及其他中间合金混合均匀，采用80MN油压机压制成电极后，利用真空等离子焊箱将电极焊接为自耗电极，并进行3次真空自耗电弧炉熔炼，再经车削扒皮、锯切冒口及锭底、取样检测等步骤制备成TC11钛合金的铸锭;
所述AAA级海绵钛为高纯度MHT-80小粒度海绵钛，纯度≥99.90%，布氏硬度≤80HBW，粒度为3.0~12.7mm;相较GB/T 2524-2019《海绵钛》中最高等级0A级MHT-95小粒度海绵钛(纯度≥99.80%，布氏硬度≤95HBW，小粒度规格为0.83~12.7mm)而言，其纯度更高，硬度更小，粒度更加均匀;
所述中间合金包括铝钼合金、铝硅合金、海绵锆、铝豆、二氧化钛等;
所述铸锭的化学成分按照质量百分比计，满足：Al：6.5~7.0%，Mo：3.2~3.7%，Zr：1.5~2.0%，Si：0.3~0.35%，Fe：≤0.04%，C≤0.03%，N≤0.03%，H≤0.006%，O：0.10~0.15%，Y≤0.005%，单一杂质元素≤0.1%，杂质元素总和≤0.4%，余量为Ti。
[0024]步骤2、对所述铸锭依次执行开坯锻造、中间锻造、两相区改锻，冷却后得到坯料C;
所述开坯锻造具体为：采用天然气加热炉，先将所述铸锭加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ+100~200℃保温120~180min后，进行开坯锻造，执行两镦三拔，总变形量为80%~95%，终锻温度≥850℃，锻后水冷，得到坯料A;
所述中间锻造具体为：采用天然气加热炉，先将开坯锻造得到的坯料加热至800~850℃保温120~180min后，再升温至Tβ+50~150℃保温120~180min后，进行中间锻造，执行两镦两拔，总变形量为70%~90%，终锻温度≥800℃，锻后水冷，得到坯料B;
所述开坯锻造和中间锻造由于在单相区锻造，为防止β晶粒进一步长大，加热采用分段加热的方法，减少坯料在高温阶段的保温时间，控制β晶粒的尺寸;此外，采用45/50MN快锻机进行锻造，通过大的镦粗变形量使原始铸态组织充分破碎;并得益于单相区锻造后较高的终锻温度，结合水淬处理的形变热处理工艺，将锻造产生的晶体缺陷保留到室温，增加结晶核心，得到较细的β晶粒及马氏体组织，为后续两相区进一步细化组织、提升材料性能创造有利条件;
所述两相区改锻具体为：采用电阻加热炉，先将中间锻造得到的坯料加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ-40~60℃保温240~300min后，进行两相区改锻，两相区改锻共3~5火次，每火次执行两镦两拔，每火次总变形量为60%~80%，终锻温度≥750℃，锻后空冷，得到坯料C;
两相区改锻过程中，采用反复镦拔工艺，叠加变形量;最后两火加入换向镦拔工艺，通过在不同方向施加压力，减少材料流动不均，以消除变形死区，使组织更加均匀。
[0025]步骤3、对所述坯料C采用分段加热后进行预成形，执行拔长工艺，冷却后得到坯料D;
预成形具体为：采用电阻加热炉，先将两相区改锻得到的坯料加热至800~850℃保温90~150min后，再升温至Tβ-40~60℃保温180~240min后，进行预成形，执行拔长工艺，拔长变形量为35~45%，终锻温度≥750℃，锻后空冷，得到坯料D;
所述预成形过程中，采用棱面交替锻造工艺，使坯料表面不断变换接触面，减少表面缺陷和变形死区。
[0026]步骤4、对所述坯料D采用分段加热后进行成品锻造，执行拔长工艺，冷却后得到坯料E;
所述成品锻造具体为：采用电阻加热炉，炉温均匀性≤(±6)℃，先将所述坯料D加热至Tβ-40~60℃保温90~150min后，再升温至Tβ-15~25℃保温90~120min后，进行成品锻造，执行拔长工艺，拔长变形量为25~35%，终锻温度≥800℃，锻后风冷，得到坯料E;
成品锻造过程中，在Tβ-15~25℃进行锻造，因加热温度接近相变温度，故选用工业用二级炉，提高加热炉炉温均匀性;为防止长时间高温加热使锻件组织粗化，一方面采取分段加热的方式，将加热制度设定为先加热至Tβ-40~60℃，保温120~180min后升温至Tβ-10~20℃，保温60~90min后进行成品锻造，减少坯料在高温阶段的保温时间;另一方面要求不允许回炉补温，防止晶粒粗化;为保证终锻温度，成品锻造火次变形量控制在25~35%，锻后风冷。
[0027]步骤5、对所述坯料E进行高低温双重退火热处理，冷却后得到TC11钛合金锻件;
其中，高低温双重退火热处理为依次进行的高温一重退火热处理和低温二重退火热处理;
高温一重退火热处理为：采用电阻加热炉，炉温均匀性≤(±6)℃，热处理制度Tβ-20~30℃/保温1.5~2.5h，出炉后风冷，得到坯料F;
高温一重退火热处理过程中，选用炉温均匀性≤(±6)℃的工业用二级炉，到温入炉，出炉后风冷;高温退火，一方面可以形成具有一定长宽比的片状ɑ相，另一方面促使等轴ɑ球化和适当的长大，以提高合金断裂韧性;采取风冷的方式，可以抑制β转变组织过度粗化，减少对强度的影响。
[0028]低温二重退火热处理为：采用电阻加热炉，炉温均匀性≤(±6)℃，热处理制度530~550℃/保温6~8h，空冷后得到TC11钛合金锻件;
低温二重退火热处理过程中，选用炉温均匀性≤(±6)℃的工业用二级炉，到温入炉，出炉后空冷;低温强化处理可以促使β基体中析出细小的次生ɑ相，提升合金强度。
[0029]需要说明的是：锻造前均需对锤头等工模具进行预热，预热温度≥200℃;除明确注明的加热炉炉温均匀性要求外，本发明涉及到的加热炉炉温均匀性均≤(±10)℃。
[0030]本发明提供一种基于如上所述的制备方法制备得到的TC11钛合金锻件，其规格为150~250(厚度)×350~500(宽度)×L(L≤1000)(长度)mm，其显微组织符合文件GJB 2744A-2019中的图8中的3级，室温抗拉强度为Rm=1047~1070MPa，屈服强度为RP0.2=919~938MPa，延伸率为A=13.5%~16.5%，断面收缩率为Z=36~41%，断裂韧性为K1C=80.1~93.3MPa·m1/2。
[0031]为证明本发明效果，现提供如下实施例进行验证。
[0032]实施例1
本实施例提供一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法，具体步骤如下：
步骤1：选用AAA级海绵钛，与铝钼合金、铝硅合金、海绵锆、铝豆、二氧化钛等中间合金混合均匀，经电极压制、电极焊接、3次VAR炉熔炼、扒皮、切除冒口及锭底、中分等工序，得到化学成分均匀、规格为Ф720mm的TC11钛合金铸锭;所述TC11钛合金铸锭的化学成分满足：Al：6.87%，Mo：3.58%，Zr：1.85%，Si：0.34%，Fe：0.013%，C：0.005，N：0.002%，H：0.001%，O：0.13%，余量为Ti;TC11钛合金铸锭相变点为1007℃。
[0033]步骤2：采用天然气加热炉，将TC11钛合金铸锭加热至850℃，保温150min后升温至1180℃，保温180min后进行开坯锻造，执行两镦三拔，总变形量为92%，终锻温度899℃，锻后水冷，得到Ф(590)×1200mm的坯料A。
[0034]步骤3：采用天然气加热炉，将步骤2得到的坯料A加热至850℃，保温150min后升温至1130℃，保温180min后进行中间锻造，执行两镦两拔，总变形量为88%，终锻温度871℃，锻后水冷，得到Ф(590)×1200mm的坯料B。
[0035]步骤4：采用电阻加热炉，将步骤3得到的坯料B加热至850℃，保温150min后升温至960℃，保温240min后进行两相区镦拔，两相区镦拔共5火次，其中前3火次轴镦轴拔，后两火次换向镦拔。每火次镦拔变形量78%，终锻温度≥750℃，锻后空冷。在最后一火镦拔的第二次拔长环节，将坯料拔至450×900×L mm，得到坯料C。
[0036]步骤5：采用电阻加热炉，将步骤4得到的坯料C加热至850℃，保温150min后升温至960℃，保温180min后进行预成形，总变形量为35%，终锻温度为763℃，锻后空冷，得到330×800×L的坯料D。
[0037]步骤6：采用电阻加热炉，将步骤5中的坯料D加热至960℃，保温150min后，升温至990℃，保温120min后进行成品锻造，总变形量为26%，终锻温度为812℃，锻后将坯料置于空心料架上风冷至室温，4台风机均布在坯料4周，得到250×780×L mm的坯料E。
[0038]步骤7：采用电阻加热炉，将步骤6中的坯料E按照975℃/保温2.5h，风冷的热处理制度进行高温一重热处理，到温装炉，出炉后将坯料置于空心料架上风冷至室温，4台风机均布在坯料4周，得到坯料F。
[0039]步骤8：采用电阻加热炉，将步骤7中的坯料F按照550℃/保温6h，空冷至室温的热处理制度进行低温二重热处理，得到TC11钛合金锻件。
[0040]实施例2
本实施例提供一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法，具体步骤如下：
步骤1：选用AAA级海绵钛，与铝钼合金、铝硅合金、海绵锆、铝豆、二氧化钛等中间合金混合均匀，经电极压制、电极焊接、3次VAR炉熔炼、扒皮、切除冒口及锭底、中分等工序，得到化学成分均匀、规格为Ф720mm的TC11钛合金铸锭。所述TC11钛合金铸锭的化学成分满足：Al：6.77%，Mo：3.42%，Zr：1.79%，Si：0.33%，Fe：0.011%，C：0.006，N：0.003%，H：0.001%，O：0.12%，余量为Ti。TC11钛合金铸锭相变点为1005℃。
[0041]步骤2：采用天然气加热炉，将TC11钛合金铸锭加热至830℃，保温120min后升温至1150℃，保温150min后进行开坯锻造，执行两镦三拔，总变形量为88%，终锻温度882℃，锻后水冷，得到Ф(590)×1200mm的坯料A。
[0042]步骤3：采用天然气加热炉，将步骤2得到的坯料A加热至830℃，保温120min后升温至1100℃，保温120min后进行中间锻造，执行两镦两拔，总变形量为84%，终锻温度862℃，锻后水冷，得到Ф(590)×1200mm的坯料B。
[0043]步骤4：采用电阻加热炉，将步骤3得到的坯料B加热至830℃，保温120min后升温至955℃，保温270min后进行两相区镦拔，两相区镦拔共4火次，其中前2火次轴镦轴拔，后两火次换向镦拔。每火次镦拔变形量72%，终锻温度≥750℃，锻后空冷。在最后一火镦拔的第二次拔长环节，将坯料拔至420×700×L mm，得到坯料C。
[0044]步骤5：采用电阻加热炉，将步骤4得到的坯料C加热至830℃，保温120min后升温至955℃，保温210min后进行预成形，总变形量为38%，终锻温度为767℃，锻后空冷，得到280×650×L的坯料D。
[0045]步骤6：采用电阻加热炉，将步骤5中的坯料D加热至955℃，保温120min后，升温至985℃，保温110min后进行成品锻造，总变形量为28%，终锻温度为818℃，锻后将坯料置于空心料架上风冷至室温，4台风机均布在坯料4周，得到200×650×L mm的坯料E。
[0046]步骤7：采用电阻加热炉，将步骤6中的坯料E按照970℃/保温2h，风冷的热处理制度进行高温一重热处理，到温装炉，出炉后将坯料置于空心料架上风冷至室温，4台风机均布在坯料4周，得到坯料F。
[0047]步骤8：采用电阻加热炉，将步骤7中的坯料F按照540℃/保温7h，空冷至室温的热处理制度进行低温二重热处理，得到TC11钛合金锻件。
[0048]实施例3
本实施例提供一种基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法，具体步骤如下：
步骤1：选用AAA级海绵钛，与铝钼合金、铝硅合金、海绵锆、铝豆、二氧化钛等中间合金混合均匀，经电极压制、电极焊接、3次VAR炉熔炼、扒皮、切除冒口及锭底、中分等工序，得到化学成分均匀、规格为Ф720mm的TC11钛合金铸锭。所述TC11钛合金铸锭的化学成分满足：Al：6.71%，Mo：3.39%，Zr：1.71%，Si：0.33%，Fe：0.015%，C：0.008，N：0.002%，H：0.001%，O：0.12%，余量为Ti。TC11钛合金铸锭相变点为1003℃。
[0049]步骤2：采用天然气加热炉，将TC11钛合金铸锭加热至800℃，保温90min后升温至1140℃，保温180min后进行开坯锻造，执行两镦三拔，总变形量为82%，终锻温度865℃，锻后水冷，得到Ф(590)×1200mm的坯料A。
[0050]步骤3：采用天然气加热炉，将步骤2得到的坯料A加热至800℃，保温180min后升温至1080℃，保温150min后进行中间锻造，执行两镦两拔，总变形量为79%，终锻温度857℃，锻后水冷，得到Ф(590)×1200mm的坯料B。
[0051]步骤4：采用电阻加热炉，将步骤3得到的坯料B加热至800℃，保温90min后升温至950℃，保温300min后进行两相区镦拔，两相区镦拔共3火次，其中前1火次轴镦轴拔，后两火次换向镦拔。每火次镦拔变形量70%，终锻温度≥750℃，锻后空冷。在最后一火镦拔的第二次拔长环节，将坯料拔至400×550×L mm，得到坯料C。
[0052]步骤5：采用电阻加热炉，将步骤4得到的坯料C加热至800℃，保温90min后升温至950℃，保温240min后进行预成形，总变形量为45%，终锻温度为772℃，锻后空冷，得到230×520×L的坯料D。
[0053]步骤6：采用电阻加热炉，将步骤5中的坯料D加热至950℃，保温90min后，升温至980℃，保温90min后进行成品锻造，总变形量为28%，终锻温度为815℃，锻后将坯料置于空心料架上风冷至室温，4台风机均布在坯料4周，得到150×520×L mm的坯料E。
[0054]步骤7：采用电阻加热炉，将步骤6中的坯料E按照965℃/保温1.5h，风冷的热处理制度进行高温一重热处理，到温装炉，出炉后将坯料置于空心料架上风冷至室温，4台风机均布在坯料4周，得到坯料F。
[0055]步骤8：采用电阻加热炉，将步骤7中的坯料F按照530℃/保温8h，空冷至室温的热处理制度进行低温二重热处理，得到TC11钛合金锻件。
[0056]需要说明的是，文中所述的AAA级海绵钛均采用湘润科技自主研制的AAA级高纯度海绵钛。
[0057]为进一步验证本发明提供技术方案的有效性，分别对上述实施例制备得到的TC11钛合金锻件进行室温力学性能测试，测试结果如表1所示;同时，对常规工艺制备的TC11钛合金锻件进行室温力学性能测试，测试结果如表2所示：
表1
[0058]表2
[0059]综上，图2-图4为本发明实施例1-3制备得到的TC11钛合金锻件的显微组织特征，图5为常规工艺制备TC11钛合金锻件的显微组织特征，通过对比可知，图2-图4的显微组织为双态组织，该组织由β再结晶晶粒三角晶界上的等轴ɑ和β转变组织构成，初生ɑ相含量约为25%，符合文件GJB 2744A-2019中的图8中的3级。图5的显微组织为典型的等轴组织，初生ɑ相含量约为60%。相较于双态组织而言，其初生ɑ相含量更多，β转变组织更薄。
[0060]表1为实施例1-3所制备TC11钛合金锻件的室温力学性能数据;表2是常规工艺制备得到TC11钛合金锻件的力学性能指标;对比表1与表2的数据可发现，较常规工艺而言，本发明制备的TC11钛合金锻件的断裂韧性更高，提升约1/3，室温强度和塑性能够满足技术标准的要求，性能参数满足：室温抗拉强度为Rm=1047~1070MPa，屈服强度为RP0.2=919~938MPa，延伸率为A=13.5%~16.5%，断面收缩率为Z=36~41%，断裂韧性为K1C=80.1~93.3MPa·m1/2;因此通过本发明制备方法所制备的TC11钛合金锻件满足在航空航天、兵器、舰船、石油化工领域的应用。
[0061]以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。
[0062]应当理解的是，本发明并不局限于上述已经描述的内容，并且可以在不脱离其范围进行各种修改和改变。本发明的范围仅由所附的权利要求来限制。
说明书附图(5)
声明：
“基于高纯净海绵钛的高强、高断裂韧性TC11钛合金锻件的制备方法及应用” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
我是此专利(论文)的发明人(作者)
447
编辑：北方有色网
来源：新疆湘润新材料科技有限公司
咨询细节
2026年08月06日 ~ 08日 
